JP3613149B2 - 溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車の薄肉化による車体軽量化の要望を満足させることができる焼付硬化性ならびに成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
製鋼での脱炭能力の向上により、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の製造は容易になり、その需要も益々増加しつつある。この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、極めて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）特性を兼備し、溶融亜鉛めっき特性にも優れているので、重要な位置を占めつつある。しかしながら、そのときの焼付硬化量 （ＢＨ量） は、常温時効性との兼ね合いから３５ＭＰａ 程度である。
【０００３】
一方、成形性を確保しつつ高強度化を図るために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、引張強度が３４０〜４９０ＭＰａ のクラスの極低炭素鋼板の場合には、鋼中にＰ，Ｓｉ等を添加し、これらの元素による固溶体強化機構を利用して高強度化を図ってきた。
【０００４】
たとえば、特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加した極低炭素鋼板に主にＳｉとＰを添加し、引張強度で４４０ＭＰａ 級までの高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
従来は、このような強化元素としてはＰ、次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは固溶体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、かつ延性や深絞り性等の成形性の劣化量が少なく、コスト上昇も小さいためである。しかしながら、実際にはこれらの元素を用いて強度上昇を達成しようとすると強度と同様、降伏強度も同時に著しく上昇するため、面ひずみ等の面形状不良が発生するため自動車のパネルへの使用にあたっては制約される場合がある。また、溶融亜鉛めっきを行う場合には、Ｓｉを多量添加すると不めっき、Ｐを多量添加すると合金化処理性の遅延等の問題をそれぞれ発生し、添加量に事実上限界が存在していた。
【０００６】
さらに、特開平２−１１１８４１号公報は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼に１．５％以上３．５％未満のＭｎを添加した焼付硬化性を有する加工性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。多量のＭｎの添加により、Ａｒ３ 変態点の低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を実現しようとしている。また、延性のさらなる向上を目的にＣｒやＶを０．２〜１．０％まで添加することも開示している。
【０００７】
しかし、この発明においてもＢＨ量は通常のレベル（３５ＭＰａ 程度）から逸脱するものではなく、これまで以上の高いＢＨ量と常温非時効性を両立させるには至っていない。
【０００８】
また、低降伏強度を有し、かつ常温非時効で高いＢＨ量を有するフェライト相とマルテンサイト相を混在させた、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼（ＤＰ鋼）については特開昭５０−７５１１３号公報、特開昭５１−３９５２４号公報に開示されている。しかしながら、平均ｒ値が１．０程度と低く深絞り性に劣るという欠点を有する。
【０００９】
これらの低炭素アルミキルド鋼を素材とした複合組織鋼板（ＤＰ鋼）に対して、特公平３−２２２４号公報および特公平３−２１６１１号公報には、極低炭素鋼を素材とした複合組織鋼板が開示されている。これらは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。
【００１０】
さらに、特公平６−６５６８４号公報には、高深絞り性で常温非時効性の特性を有し１００ＭＰａ という高いＢＨ量を示す鋼板が開示されている。
以上のように、常温非時効で高いＢＨ性を有し、優れた成形性を示す鋼板についていくつかの提案がなされているが、合金化溶融亜鉛めっきを行うＣＧＬラインのような冷却速度の遅いラインにおいてより安定した特性を得るためには、低温変態相を生成する必要冷却速度ならびにＭｓ点を制御するのに必要な化学組成の制御が必要である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、自動車のパネル用に適した、ｒ値が１．３０以上、ＢＨ量が５０ＭＰａ 以上と成形性およびＢＨ特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することである。
【００１２】
より具体的には、地球環境問題を背景とした車体軽量化を促進するために、成形時は軟質でプレス成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能を示し、かつ常温で非時効である鋼板、さらには、高ｒ値の性能を有し深絞り成形性が優れ、冷却速度が遅い合金化溶融亜鉛めっきラインにおいても安定して複合組織鋼が得られる高張力鋼板を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意研究した結果下記の知見を見いだした。
【００１４】
（ｉ） 冷却速度の遅いＣＧＬラインにおいて低温変態相を得るためには、低温変態相生成に必要な冷却速度ならびにＭｓ点に影響を及ぼすＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの少なくとも１種を添加し、その量を特定範囲に規定することで、このような冷却速度の遅い条件においても低温変態相が得られる。
【００１５】
（ｉｉ）さらに、Ｔｉ， Ｎｂを添加するとより高いｒ値を得ることができ、それらを複合添加し、複合組織鋼を得るためには、より高温での焼鈍が必要であるため、実用上複合組織鋼が得られない。
【００１６】
すなわち、本発明者らは、さらなる車体軽量化ニーズに応えるべく高い焼付硬化量と優れた加工性の高強度鋼板を得るために、冷却速度の遅いＣＧＬにおいても製造可能な複合組織鋼について鋭意研究した結果、▲１▼低強度高ｒ値を有する複合組織鋼を得る手法として極低炭素化し、▲２▼冷却速度の遅いラインにて低温変態相が生成できるように焼入性を高めるＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂを適正量添加し、さらに▲３▼優れた深絞り性を得るためにＴｉまたはＮｂを単独添加することで、高い焼付硬化性と優れた深絞り性を有する高強度鋼板が製造できることを見い出して、本発明を完成した。
【００１７】
よって、本発明は次の通りである。
(1) 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
（２） 前記化学組成が、質量％で、さらにＢ：０．０００３〜０．００３０％を含有する上記（１） 記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） 前記化学組成が、質量％で、さらにＴｉ：０．００３〜０．１５％またはＮｂ：０．００３〜０．１５％を含有する、上記（１） または（２） 記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
(4) 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（５） 前記化学組成が、質量％で、さらにＢ：０．０００３〜０．００３０％を含有する（４） 記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（６） 前記化学組成が、質量％で、さらにＴｉ：０．００３〜０．１５％またはＮｂ：０．００３〜０．１５％を含有する、（４） または （５）記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼板の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。なお、本明細書において特にことわりがない限り、「％」は、質量％である。
【００２２】
Ｃ：Ｃは低温変態相の体積率に大きく影響を及ぼし、材質特性を決定する重要な元素である。Ｃ量が０．００１５％未満となると粒界強度が低下することと、脱炭コストが上昇するため下限を０．００１５％とする。
【００２３】
一方、Ｃ量が０．０１％を超えると所望の強度よりも上昇するため延性が低下する。従って、Ｃの含有量は０．００１５〜０．０１％とする。好ましい上限は、０．００９０％、好ましい下限は、０．００２０％である。
【００２４】
Ｓｉ ：Ｓｉはフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ濃度を上昇させ、複合組織を形成しやすくさせる元素である。しかしながら、溶融亜鉛めっきを施す際は、めっきの濡れ性を劣化させるために多量に添加するとめっきむらの発生を招きめっき品質が劣化する恐れがある。
【００２５】
従って、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
Ｐ：Ｐは固溶強化元素として有効な元素であるが、０．０５％超の添加は溶融亜鉛めっきの合金化処理時の鉄界面からの鉄の拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。これにより高温での合金化処理が必要となり、パウダリング、チッピング等の発生によりめっき剥離を誘発させる恐れがある。また、粒界に偏析し耐二次加工脆性ならびに溶接性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。好ましくは０．０３％以下である。さらに０．００５ ％未満とすることは、脱Ｐコストが上昇する。好ましくはＰの含有量は０．００５ 〜０．０５％とする。
【００２６】
Ｓ：Ｓは鋼板の穴拡げ性を損ねるため低いほど好ましい。したがって、０．０１％以下とした。好ましくは０．００５ ％である。一方、０．０００５％未満とするのは、脱Ｓコスト高となるので、好ましくは０．０００５〜０．０１％である。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ ：溶鋼脱酸の結果として含有される。また、鋼中のＮと結合し，ＡｌＮ の微細析出物を形成し，オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止する効果がある。これらの効果を有するために，０．０１％以上含有させる。一方、０．１ ％超の添加はコストアップをまねく。
【００２８】
従って、ｓｏｌ．Ａｌ の含有量は０．０１〜０．１ ％とする。好ましくは、０．０２〜０．０７％とする。
Ｎ：Ｎは低い方が好ましい、あまりに多いと多量の窒化物形成元素を多量に添加する必要があるためＮ添加量の上限を０．０１０ ％とする。
【００２９】
Ｍｎ ：Ｍｎは複合組織を得るために必要な冷却速度ならびにＭｓ点に影響を及ぼす重要な元素であり、後述するＣｒ、Ｍｏのうちから少なくとも１種添加される。Ｍｎが１．５ ％未満の場合は連続溶融亜鉛めっきラインにおけるヒートサイクルにおいて、低温変態相を生成させるためにはＭｎの代わりにＣｒ、Ｍｏ等を多量に添加する必要があり、コスト高となる。また、Ｍｎを２．５ ％超添加すると過度な強度上昇を招き成形性の悪化を招くとともに圧延加工性の低下をもたらす。
【００３０】
従って、Ｍｎの含有量は１．５ 〜２．５ ％とする。
Ｃｒ： ＣｒはＭｎと同様、低温変態相の生成のための冷却速度およびＭｓ点に影響を及ぼす。本発明は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの合計の含有量で冷却速度ならびにＭｓ点を制御している。しかし、コスト的に考えるとＭｎよりもＣｒの方がコスト高となるためＣｒの含有量の上限０．５ ％とする。従って、Ｃｒの含有量を０．０１〜０．５ ％とする。好ましい下限は０．１ ％、好ましい上限は０．４ ％である。
【００３１】
Ｍｏ： ＭｏはＭｎ、Ｃｒ同様、本発明の中で重要な元素である。低温変態相の生成のための冷却速度およびＭｓ点に影響を及ぼし、その効果はＭｎ、Ｃｒ以上である。しかしながら、Ｍｏの多量添加は製造コストの上昇を招く。
【００３２】
従って、０．０１〜０．５ ％での範囲で添加する必要がある。好ましい下限は０．１ ％、好ましい上限は０．４ ％である。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計が１．８ ％未満の場合は、冷却速度が遅く、亜鉛ポットに浸積させる連続溶融亜鉛めっきの製造工程においては、未変態オーステナイトはパーライト変態してしまい低温変態相が得られず、所望の複合組織鋼にならない。また２．５ ％超の添加は過度な強度上昇を招き、加工性ならびに形状凍結性が劣化する。
【００３３】
従って、Ｍｎ、Ｃｒ，Ｍｏ の含有量は１．８ 〜２．５ ％とする。
Ｂ：Ｂは焼き入れ性をあげる元素であり、本発明鋼のような複合組織鋼を得られやすくする。０．０００３％に満たない場合の添加では、上記性能を発揮することができない。また、０．００３０％超の添加は過度の強度上昇を招き、成形性が劣化する。従って、Ｂ の含有量は０．０００３〜０．００３０％とする。
【００３４】
Ｔｉ， Ｎｂ：Ｔｉ， ＮｂはＣ、Ｓ、Ｎの全部または一部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保する役割を有する。さらに熱延鋼板の結晶粒を微細化し、製品の加工性を良好にする。Ｔｉ、Ｎｂがそれぞれ０．００３ ％未満では、その効果が現れないのでこれをＴｉ、Ｎｂの各下限値とする。
【００３５】
一方、それぞれ０．１５％を超えると著しい合金コストの上昇を招くのでその上限値を０．１５％とする。
かくして本発明によればＴＳ：３４０ＭＰａ以上の高張力鋼板が得られる。
【００３６】
本発明に係る鋼板は次のようにして製造できる。
まず、常法通りに転炉等で目的とする化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造にてスラブとした後、熱間のまま熱間圧延を行うか、又は一旦室温まで冷却したものを再加熱した後に熱間圧延を行って熱延鋼板とする。
【００３７】
熱間圧延は、常法通りの条件で行えばよいが、冷間圧延時の負荷や酸洗性の観点から熱間圧延後の巻取り温度は、３００゜Ｃ 〜７５０゜Ｃ とすることが推奨される。
【００３８】
巻き取った熱延コイルは、次いで常法どおりに酸洗してから冷間圧延に供する。冷間圧延条件も特に限定する必要はないが、冷間圧延時の通板性の観点から冷間圧延率は４５％以上とするのが良い。
【００３９】
冷間圧延を施して得られた鋼板は、使用に当たって再結晶焼鈍が施される。この方法は、複合組織鋼を得るために適用されていた常法通りの条件を採用すれば良い。
【００４０】
即ち、再結晶焼鈍ではフェライト→オーステナイト変態点以上に加熱し、その後冷却を施せば良い。本発明に係る鋼板の化学組成は、低冷却速度でも複合組織が得られるように化学組成を制御しているため特に冷却速度の限定をする必要はない。
【００４１】
さらに、耐食性確保の観点から行う溶融亜鉛めっき処理条件についても常法どおり、溶融亜鉛浴に鋼板を侵入させ、目付を制御し、合金化処理を行うかそのまま冷却すれば良い。
【００４２】
【実施例】
本発明の作用効果について実施例によってさらに具体的に説明する。
転炉によって種々の化学組成の鋼を溶製し連続鋳造にてスラブとした後、一旦室温まで冷却してから再度１２５０゜Ｃ に加熱し、１１３０〜９３０゜Ｃ で熱間圧延を行い、厚さ４． ０ｍｍの熱延鋼板を得た。次に、得られた熱延鋼板を酸洗してから、冷間圧延を施し、０．７５ｍｍ厚の冷延鋼板とした。得られた鋼板の化学組成を表１に示す。そして、この冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、再結晶焼鈍とめっき処理を施した。
【００４３】
製造条件は、冷延鋼板を８６０゜Ｃ まで加熱し、その後冷却して溶融亜鉛浴に侵入させ両面４５ｇ／ｍ２ の目付けに制御して、その後合金化処理を行った。
このようにして得られた各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性、ＢＨ特性を調査した。
【００４４】
さらに時効性を調査するために５０℃で３日間の熱処理を行い加速時効条件での性能変化を調査した。
穴拡げ性を調査するために、穴拡げ試験を実施し、めっき性能を調査するためにパウダリング試験を実施した。
【００４５】
引張特性については、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取して、引張試験を行い降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）、伸び（Ｅｌ）さらに１５％でのｒ値を測定した。
【００４６】
ＢＨ特性については、２％引張予歪みを与えた後、１７０ ℃で２０分の熱処理を行って、加工後の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試験を行い熱処理前後での降伏強度の変化量（ＢＨ量）を測定した。
【００４７】
時効性は、加速時効前後でのＹＳ、ＹＰＥ、Ｅｌの変化量（ΔＹＳ、ΔＹＰＥ、ΔＥｌ）を調査した。穴拡げ試験は、打ち抜きクリアランス１２％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を作成し、６０゜円錐ポンチにて成形を行い板厚方向の板厚方向の貫通割れが発生するまでの限界穴拡げ率を評価した。パウダリング試験は、絞り比１．８で直径５０ｍｍの円筒深絞り成形を行った後、重量法によるめっき剥離量を測定した。
【００４８】
結果は表１、表２にまとめて示す。なお、各表における A1 、 A6 は参考例である。
表１、表２から次のことを確認することができる。
即ち、本発明材である鋼板A1〜A8はすべて良好な引張特性および、高い焼付硬化性を示しており、また時効性能についても良好である。
【００４９】
比較鋼であるＢ１、Ｂ２鋼は、Ｃの含有量が本発明範囲から外れているため深絞り性を示すｒ値が１．３０未満であり不芳である。
比較鋼のＢ３はＭｎ量が本発明範囲から外れており、低温変態相組織が得られておらず、高い降伏強度を示し、時効性能も悪い。
【００５０】
比較鋼のＢ４〜Ｂ９の鋼は、化学組成が本発明範囲から外れているために強度が過度に高く加工性が劣る。また、Ｂ５、Ｂ６についてはＳｉまたはＰが本発明範囲から外れているあためにパウダリング性が不芳である。Ｂ７については、Ｓが本発明範囲から外れているため穴拡げ性が不芳である。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【発明の効果】
以上説明した如く、本発明によれば、加工性が良好であるばかりではなく、高い焼付硬化性と優れた深絞り性を有し、かつ耐食性にも優れた高張力鋼板を安定的に提供することができ、自動車等の車体軽量化の要望に十分に応え得るなど、産業上有用な効果をもたらされる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車の薄肉化による車体軽量化の要望を満足させることができる焼付硬化性ならびに成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
製鋼での脱炭能力の向上により、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の製造は容易になり、その需要も益々増加しつつある。この中でも、例えば特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３８３３７号公報などに開示されているＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼板は、極めて良好な加工性を有し、塗装焼付硬化（ＢＨ）特性を兼備し、溶融亜鉛めっき特性にも優れているので、重要な位置を占めつつある。しかしながら、そのときの焼付硬化量 （ＢＨ量） は、常温時効性との兼ね合いから３５ＭＰａ 程度である。
【０００３】
一方、成形性を確保しつつ高強度化を図るために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、引張強度が３４０〜４９０ＭＰａ のクラスの極低炭素鋼板の場合には、鋼中にＰ，Ｓｉ等を添加し、これらの元素による固溶体強化機構を利用して高強度化を図ってきた。
【０００４】
たとえば、特開昭５９−３１８２７号公報、および特開昭５９−３８３３７号公報においては、ＴｉとＮｂを添加した極低炭素鋼板に主にＳｉとＰを添加し、引張強度で４４０ＭＰａ 級までの高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
従来は、このような強化元素としてはＰ、次いでＳｉが多用されている。これは、ＰやＳｉは固溶体強化能が非常に高く少量の添加で強度を上昇でき、かつ延性や深絞り性等の成形性の劣化量が少なく、コスト上昇も小さいためである。しかしながら、実際にはこれらの元素を用いて強度上昇を達成しようとすると強度と同様、降伏強度も同時に著しく上昇するため、面ひずみ等の面形状不良が発生するため自動車のパネルへの使用にあたっては制約される場合がある。また、溶融亜鉛めっきを行う場合には、Ｓｉを多量添加すると不めっき、Ｐを多量添加すると合金化処理性の遅延等の問題をそれぞれ発生し、添加量に事実上限界が存在していた。
【０００６】
さらに、特開平２−１１１８４１号公報は、Ｔｉを添加した極低炭素鋼に１．５％以上３．５％未満のＭｎを添加した焼付硬化性を有する加工性に優れた冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板を開示している。多量のＭｎの添加により、Ａｒ３ 変態点の低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を実現しようとしている。また、延性のさらなる向上を目的にＣｒやＶを０．２〜１．０％まで添加することも開示している。
【０００７】
しかし、この発明においてもＢＨ量は通常のレベル（３５ＭＰａ 程度）から逸脱するものではなく、これまで以上の高いＢＨ量と常温非時効性を両立させるには至っていない。
【０００８】
また、低降伏強度を有し、かつ常温非時効で高いＢＨ量を有するフェライト相とマルテンサイト相を混在させた、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼（ＤＰ鋼）については特開昭５０−７５１１３号公報、特開昭５１−３９５２４号公報に開示されている。しかしながら、平均ｒ値が１．０程度と低く深絞り性に劣るという欠点を有する。
【０００９】
これらの低炭素アルミキルド鋼を素材とした複合組織鋼板（ＤＰ鋼）に対して、特公平３−２２２４号公報および特公平３−２１６１１号公報には、極低炭素鋼を素材とした複合組織鋼板が開示されている。これらは極低炭素鋼に多量のＮｂとＢ、さらにはＴｉを複合添加して焼鈍後の組織をフェライト相と低温変態生成相との複合組織とし高ｒ値、高ＢＨ、高延性および常温非時効性を兼ね備えた冷延鋼板を得るものである。
【００１０】
さらに、特公平６−６５６８４号公報には、高深絞り性で常温非時効性の特性を有し１００ＭＰａ という高いＢＨ量を示す鋼板が開示されている。
以上のように、常温非時効で高いＢＨ性を有し、優れた成形性を示す鋼板についていくつかの提案がなされているが、合金化溶融亜鉛めっきを行うＣＧＬラインのような冷却速度の遅いラインにおいてより安定した特性を得るためには、低温変態相を生成する必要冷却速度ならびにＭｓ点を制御するのに必要な化学組成の制御が必要である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、自動車のパネル用に適した、ｒ値が１．３０以上、ＢＨ量が５０ＭＰａ 以上と成形性およびＢＨ特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することである。
【００１２】
より具体的には、地球環境問題を背景とした車体軽量化を促進するために、成形時は軟質でプレス成形後の塗装焼付工程にて高い焼付硬化性能を示し、かつ常温で非時効である鋼板、さらには、高ｒ値の性能を有し深絞り成形性が優れ、冷却速度が遅い合金化溶融亜鉛めっきラインにおいても安定して複合組織鋼が得られる高張力鋼板を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するために、鋭意研究した結果下記の知見を見いだした。
【００１４】
（ｉ） 冷却速度の遅いＣＧＬラインにおいて低温変態相を得るためには、低温変態相生成に必要な冷却速度ならびにＭｓ点に影響を及ぼすＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの少なくとも１種を添加し、その量を特定範囲に規定することで、このような冷却速度の遅い条件においても低温変態相が得られる。
【００１５】
（ｉｉ）さらに、Ｔｉ， Ｎｂを添加するとより高いｒ値を得ることができ、それらを複合添加し、複合組織鋼を得るためには、より高温での焼鈍が必要であるため、実用上複合組織鋼が得られない。
【００１６】
すなわち、本発明者らは、さらなる車体軽量化ニーズに応えるべく高い焼付硬化量と優れた加工性の高強度鋼板を得るために、冷却速度の遅いＣＧＬにおいても製造可能な複合組織鋼について鋭意研究した結果、▲１▼低強度高ｒ値を有する複合組織鋼を得る手法として極低炭素化し、▲２▼冷却速度の遅いラインにて低温変態相が生成できるように焼入性を高めるＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂを適正量添加し、さらに▲３▼優れた深絞り性を得るためにＴｉまたはＮｂを単独添加することで、高い焼付硬化性と優れた深絞り性を有する高強度鋼板が製造できることを見い出して、本発明を完成した。
【００１７】
よって、本発明は次の通りである。
(1) 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１８】
（２） 前記化学組成が、質量％で、さらにＢ：０．０００３〜０．００３０％を含有する上記（１） 記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（３） 前記化学組成が、質量％で、さらにＴｉ：０．００３〜０．１５％またはＮｂ：０．００３〜０．１５％を含有する、上記（１） または（２） 記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
(4) 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（５） 前記化学組成が、質量％で、さらにＢ：０．０００３〜０．００３０％を含有する（４） 記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
（６） 前記化学組成が、質量％で、さらにＴｉ：０．００３〜０．１５％またはＮｂ：０．００３〜０．１５％を含有する、（４） または （５）記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２１】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼板の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。なお、本明細書において特にことわりがない限り、「％」は、質量％である。
【００２２】
Ｃ：Ｃは低温変態相の体積率に大きく影響を及ぼし、材質特性を決定する重要な元素である。Ｃ量が０．００１５％未満となると粒界強度が低下することと、脱炭コストが上昇するため下限を０．００１５％とする。
【００２３】
一方、Ｃ量が０．０１％を超えると所望の強度よりも上昇するため延性が低下する。従って、Ｃの含有量は０．００１５〜０．０１％とする。好ましい上限は、０．００９０％、好ましい下限は、０．００２０％である。
【００２４】
Ｓｉ ：Ｓｉはフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中のＣ濃度を上昇させ、複合組織を形成しやすくさせる元素である。しかしながら、溶融亜鉛めっきを施す際は、めっきの濡れ性を劣化させるために多量に添加するとめっきむらの発生を招きめっき品質が劣化する恐れがある。
【００２５】
従って、Ｓｉの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３０％以下である。
Ｐ：Ｐは固溶強化元素として有効な元素であるが、０．０５％超の添加は溶融亜鉛めっきの合金化処理時の鉄界面からの鉄の拡散を抑制し、合金化処理性を劣化させる。これにより高温での合金化処理が必要となり、パウダリング、チッピング等の発生によりめっき剥離を誘発させる恐れがある。また、粒界に偏析し耐二次加工脆性ならびに溶接性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。好ましくは０．０３％以下である。さらに０．００５ ％未満とすることは、脱Ｐコストが上昇する。好ましくはＰの含有量は０．００５ 〜０．０５％とする。
【００２６】
Ｓ：Ｓは鋼板の穴拡げ性を損ねるため低いほど好ましい。したがって、０．０１％以下とした。好ましくは０．００５ ％である。一方、０．０００５％未満とするのは、脱Ｓコスト高となるので、好ましくは０．０００５〜０．０１％である。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ ：溶鋼脱酸の結果として含有される。また、鋼中のＮと結合し，ＡｌＮ の微細析出物を形成し，オーステナイト結晶粒の粗大化を抑止する効果がある。これらの効果を有するために，０．０１％以上含有させる。一方、０．１ ％超の添加はコストアップをまねく。
【００２８】
従って、ｓｏｌ．Ａｌ の含有量は０．０１〜０．１ ％とする。好ましくは、０．０２〜０．０７％とする。
Ｎ：Ｎは低い方が好ましい、あまりに多いと多量の窒化物形成元素を多量に添加する必要があるためＮ添加量の上限を０．０１０ ％とする。
【００２９】
Ｍｎ ：Ｍｎは複合組織を得るために必要な冷却速度ならびにＭｓ点に影響を及ぼす重要な元素であり、後述するＣｒ、Ｍｏのうちから少なくとも１種添加される。Ｍｎが１．５ ％未満の場合は連続溶融亜鉛めっきラインにおけるヒートサイクルにおいて、低温変態相を生成させるためにはＭｎの代わりにＣｒ、Ｍｏ等を多量に添加する必要があり、コスト高となる。また、Ｍｎを２．５ ％超添加すると過度な強度上昇を招き成形性の悪化を招くとともに圧延加工性の低下をもたらす。
【００３０】
従って、Ｍｎの含有量は１．５ 〜２．５ ％とする。
Ｃｒ： ＣｒはＭｎと同様、低温変態相の生成のための冷却速度およびＭｓ点に影響を及ぼす。本発明は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの合計の含有量で冷却速度ならびにＭｓ点を制御している。しかし、コスト的に考えるとＭｎよりもＣｒの方がコスト高となるためＣｒの含有量の上限０．５ ％とする。従って、Ｃｒの含有量を０．０１〜０．５ ％とする。好ましい下限は０．１ ％、好ましい上限は０．４ ％である。
【００３１】
Ｍｏ： ＭｏはＭｎ、Ｃｒ同様、本発明の中で重要な元素である。低温変態相の生成のための冷却速度およびＭｓ点に影響を及ぼし、その効果はＭｎ、Ｃｒ以上である。しかしながら、Ｍｏの多量添加は製造コストの上昇を招く。
【００３２】
従って、０．０１〜０．５ ％での範囲で添加する必要がある。好ましい下限は０．１ ％、好ましい上限は０．４ ％である。
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計：Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の合計が１．８ ％未満の場合は、冷却速度が遅く、亜鉛ポットに浸積させる連続溶融亜鉛めっきの製造工程においては、未変態オーステナイトはパーライト変態してしまい低温変態相が得られず、所望の複合組織鋼にならない。また２．５ ％超の添加は過度な強度上昇を招き、加工性ならびに形状凍結性が劣化する。
【００３３】
従って、Ｍｎ、Ｃｒ，Ｍｏ の含有量は１．８ 〜２．５ ％とする。
Ｂ：Ｂは焼き入れ性をあげる元素であり、本発明鋼のような複合組織鋼を得られやすくする。０．０００３％に満たない場合の添加では、上記性能を発揮することができない。また、０．００３０％超の添加は過度の強度上昇を招き、成形性が劣化する。従って、Ｂ の含有量は０．０００３〜０．００３０％とする。
【００３４】
Ｔｉ， Ｎｂ：Ｔｉ， ＮｂはＣ、Ｓ、Ｎの全部または一部を固定することにより、極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保する役割を有する。さらに熱延鋼板の結晶粒を微細化し、製品の加工性を良好にする。Ｔｉ、Ｎｂがそれぞれ０．００３ ％未満では、その効果が現れないのでこれをＴｉ、Ｎｂの各下限値とする。
【００３５】
一方、それぞれ０．１５％を超えると著しい合金コストの上昇を招くのでその上限値を０．１５％とする。
かくして本発明によればＴＳ：３４０ＭＰａ以上の高張力鋼板が得られる。
【００３６】
本発明に係る鋼板は次のようにして製造できる。
まず、常法通りに転炉等で目的とする化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造にてスラブとした後、熱間のまま熱間圧延を行うか、又は一旦室温まで冷却したものを再加熱した後に熱間圧延を行って熱延鋼板とする。
【００３７】
熱間圧延は、常法通りの条件で行えばよいが、冷間圧延時の負荷や酸洗性の観点から熱間圧延後の巻取り温度は、３００゜Ｃ 〜７５０゜Ｃ とすることが推奨される。
【００３８】
巻き取った熱延コイルは、次いで常法どおりに酸洗してから冷間圧延に供する。冷間圧延条件も特に限定する必要はないが、冷間圧延時の通板性の観点から冷間圧延率は４５％以上とするのが良い。
【００３９】
冷間圧延を施して得られた鋼板は、使用に当たって再結晶焼鈍が施される。この方法は、複合組織鋼を得るために適用されていた常法通りの条件を採用すれば良い。
【００４０】
即ち、再結晶焼鈍ではフェライト→オーステナイト変態点以上に加熱し、その後冷却を施せば良い。本発明に係る鋼板の化学組成は、低冷却速度でも複合組織が得られるように化学組成を制御しているため特に冷却速度の限定をする必要はない。
【００４１】
さらに、耐食性確保の観点から行う溶融亜鉛めっき処理条件についても常法どおり、溶融亜鉛浴に鋼板を侵入させ、目付を制御し、合金化処理を行うかそのまま冷却すれば良い。
【００４２】
【実施例】
本発明の作用効果について実施例によってさらに具体的に説明する。
転炉によって種々の化学組成の鋼を溶製し連続鋳造にてスラブとした後、一旦室温まで冷却してから再度１２５０゜Ｃ に加熱し、１１３０〜９３０゜Ｃ で熱間圧延を行い、厚さ４． ０ｍｍの熱延鋼板を得た。次に、得られた熱延鋼板を酸洗してから、冷間圧延を施し、０．７５ｍｍ厚の冷延鋼板とした。得られた鋼板の化学組成を表１に示す。そして、この冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、再結晶焼鈍とめっき処理を施した。
【００４３】
製造条件は、冷延鋼板を８６０゜Ｃ まで加熱し、その後冷却して溶融亜鉛浴に侵入させ両面４５ｇ／ｍ２ の目付けに制御して、その後合金化処理を行った。
このようにして得られた各合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張特性、ＢＨ特性を調査した。
【００４４】
さらに時効性を調査するために５０℃で３日間の熱処理を行い加速時効条件での性能変化を調査した。
穴拡げ性を調査するために、穴拡げ試験を実施し、めっき性能を調査するためにパウダリング試験を実施した。
【００４５】
引張特性については、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取して、引張試験を行い降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏点伸び（ＹＰＥ）、伸び（Ｅｌ）さらに１５％でのｒ値を測定した。
【００４６】
ＢＨ特性については、２％引張予歪みを与えた後、１７０ ℃で２０分の熱処理を行って、加工後の焼付塗装処理に相当する処理を施した後、引張試験を行い熱処理前後での降伏強度の変化量（ＢＨ量）を測定した。
【００４７】
時効性は、加速時効前後でのＹＳ、ＹＰＥ、Ｅｌの変化量（ΔＹＳ、ΔＹＰＥ、ΔＥｌ）を調査した。穴拡げ試験は、打ち抜きクリアランス１２％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を作成し、６０゜円錐ポンチにて成形を行い板厚方向の板厚方向の貫通割れが発生するまでの限界穴拡げ率を評価した。パウダリング試験は、絞り比１．８で直径５０ｍｍの円筒深絞り成形を行った後、重量法によるめっき剥離量を測定した。
【００４８】
結果は表１、表２にまとめて示す。なお、各表における A1 、 A6 は参考例である。
表１、表２から次のことを確認することができる。
即ち、本発明材である鋼板A1〜A8はすべて良好な引張特性および、高い焼付硬化性を示しており、また時効性能についても良好である。
【００４９】
比較鋼であるＢ１、Ｂ２鋼は、Ｃの含有量が本発明範囲から外れているため深絞り性を示すｒ値が１．３０未満であり不芳である。
比較鋼のＢ３はＭｎ量が本発明範囲から外れており、低温変態相組織が得られておらず、高い降伏強度を示し、時効性能も悪い。
【００５０】
比較鋼のＢ４〜Ｂ９の鋼は、化学組成が本発明範囲から外れているために強度が過度に高く加工性が劣る。また、Ｂ５、Ｂ６についてはＳｉまたはＰが本発明範囲から外れているあためにパウダリング性が不芳である。Ｂ７については、Ｓが本発明範囲から外れているため穴拡げ性が不芳である。
【００５１】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上説明した如く、本発明によれば、加工性が良好であるばかりではなく、高い焼付硬化性と優れた深絞り性を有し、かつ耐食性にも優れた高張力鋼板を安定的に提供することができ、自動車等の車体軽量化の要望に十分に応え得るなど、産業上有用な効果をもたらされる。
Claims (6)
- 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらにB:0.0003〜0.0030％を含有する請求項１記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらにTi:0.003〜0.15％またはNb:0.003〜0.15％を含有する、請求項１または２記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 化学組成が、質量％で、C ：0.0015〜0.01％、Si：0.50％以下、P ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.010 ％以下および Mo:0.01 〜 0.5 ％を含有し、さらにMn：1.5 〜2.5 ％およびCr:0.01 〜0.5 ％から成る群から選んだ１種または２種を、 Mo を含む合計で1.8 〜2.5 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらにB:0.0003〜0.0030％を含有する請求項４記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記化学組成が、質量％で、さらにTi:0.003〜0.15％またはNb:0.003〜0.15％を含有する、請求項４または５記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
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